一種大線能量焊接用管線鋼及其制造方法

專利名稱：一種大線能量焊接用管線鋼及其制造方法
技術領域：
本發明涉及低合金高強度鋼技術領域，更具體地講，涉及一種大線能量焊接用管線鋼及其制造方法。
背景技術：
X80管線鋼是一種高強度管線鋼，其中，X80為高強度管線鋼美國分類型號，表示管線鋼的最小屈服強度為SOOOOpsi (約為552MPa)。隨著石油、天然氣等能源用量的不斷增長，管線鋼技術革新也正飛速發展。X80管線鋼由于其高強度、高韌性已應用于在建的“西氣東輸二線”輸氣管道工程及中俄石油管道工程的主干管線。盡管目前已有很多大中型鋼廠能制造X80級別管線鋼，但是傳統的X80級別管線鋼雖然擁有較好的強韌匹配性，但是都無法滿足在大線能量焊接條件下(例如，線能量大于等于lOOKJ/cm或大于等于200KJ/cm)使用。通常，現有的使用X80管線鋼進行焊接的管道施工現場的焊接線能量都偏低，一般采用30KJ/cm的焊接線能進行管道焊接。低線能量下管道焊接已經成為提高管道鋪設效率、節約成本的主要瓶頸之一。大線能量焊接管線鋼可以顯著提高管道的鋪設效率、節約成本，是下一代高強度高韌性管線鋼發展的主要趨勢之一。然而，在大線能量焊接條件下，傳統的高強度高韌性的 X80管線鋼在焊接時，存在粗晶熱影響區的晶粒嚴重粗化和組織改變等問題，這將導致焊接熱影響區的性能與管線鋼母材的性能嚴重不匹配，并且焊接接頭粗晶熱影響區不再具有管線鋼的諸多優異性能。目前，為了提高X80級別管線鋼在大線能量焊接條件下的性能，以改善焊接粗晶熱影響區低溫沖擊韌性顯著降低這一缺點，有學者認為通過往鋼水中加Ti、N元素形成TiN 析出物來改善焊接粗晶熱影響區韌性，但是在大線能量焊接條件下焊接粗晶熱影響區加熱溫度很高(通常，高于1370°C )，因此，TiN會溶解。

發明內容
針對現有技術存在的不足，本發明的一方面通過控制X80級別管線鋼的化學成分和/或制造工藝參數等條件制得了能夠在大線能量焊接(例如，線能量大于等于lOOKJ/cm 或大于等于200KJ/cm)條件下保持優良性能的X80管線鋼。該大線能量焊接用X80管線鋼也能夠作為其它要求大線能量焊接的鋼種使用，例如，作為高層建筑結構用鋼使用。本發明的另一方面提供了一種制造該大線能量焊接用X80管線鋼的方法。本發明的一方面提供了一種大線能量焊接用管線鋼，所述大線能量焊接用管線鋼按重量百分比計包括0. 05% 0.08%的碳(C)、0. 15% 0. 35%的硅(Si)、l. 5% 1.8% 的猛(Mn)、0· 004% 0.006 % 的氮(N)、0· 012 % 0. 016 % 的鈦(Ti)、0· 02 % 0.04% 的鋁(Al)、0· 05% 0.08% 的稀土元素(RE)、0· 03% 0. 07% 的鈮(Nb)、0.2% 0.4%的鎳(Ni)、0. 2% 0. 5%的銅(Cu)、不大于0.010%的磷(P)、不大于0. 005 %的硫 (S)、不大于0.002%的氧(0)以及余量的鐵(Fe)和其它不可避免的雜質元素，其中鈦與氮的重量比(Ti/N)控制在2 4之間，鋁與氮的重量比(A1/N)控制在3 10之間，所述大線能量焊接用管線鋼的屈服強度Rta2大于570MPa。在本發明一方面的一個實施例中，所述管線鋼的焊接裂紋敏感系數Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu)/20+Ν /60 彡 0. 19。在本發明一方面的一個實施例中，所述大線能量焊接用管線鋼具有針狀鐵素體組織。在本發明一方面的一個實施例中，所述大線能量焊接用管線鋼的抗拉強度Rm 可以大于675MPa、伸長率A可以大于20%、零下20°C橫向夏比沖擊功可以大于245J、在 lOOKJ/cm的焊接模擬線能量下零下20°C粗晶熱影響區的低溫沖擊功AKv可以大于126J、在 200KJ/cm的焊接模擬線能量下零下20°C粗晶熱影響區的低溫沖擊功AKv可以大于80J。在本發明一方面的一個實施例中，所述大線能量焊接用管線鋼還能夠作為要求大線能量焊接的非管線鋼使用，例如可作為高強工程機械用鋼使用。本發明的另一方面提供了一種制造大線能量焊接用管線鋼的方法，所述方法包括以下步驟冶煉以形成具有上述大線能量焊接用管線鋼的成分的鋼液；將所述鋼液鑄成鋼坯；軋制所述鋼坯，所述軋制包括再結晶區軋制和未再結晶區軋制；冷卻經軋制的鋼材，冷卻速度為12°C /s 250C /s。在本發明另一方面的一個實施例中，所述方法還可包括將鋼材的自回火溫度控制在450°C 550°C的范圍內。在本發明另一方面的一個實施例中，所述再結晶區軋制的開軋溫度可以控制在 1150°C 1180°C的范圍內，其終軋溫度可以控制為大于980°C;所述未再結晶區軋制的開軋溫度可以控制為不大于880°C，其終軋溫度可以控制在780°C 820°C的范圍內，并且未再結晶區軋制的壓下率可以控制為大于60%。在本發明另一方面的一個實施例中，所述將鋼液鑄成鋼坯的步驟可以采用連鑄工藝。與現有技術相比，本發明具有如下有益效果(1)去除了價格昂貴的鉻(Cr)、鉬(Mo)元素，降低了管線鋼的經濟成本；(2)通過控制合金成分中鈦氮比(Ti/N)和鋁氮比(A1/N)，使管線鋼中形成了合適的Ti、Al、N等復合產物來取代氮化鈦(TiN)，從而該復合產物能夠起到在高溫時阻礙奧氏體晶粒長大并在低溫冷卻時作為針狀鐵素體的形核核心的雙重作用，還能夠細化焊接粗晶熱影響區(CGHAZ)組織晶粒；(3)添加微量的RE元素，起到細化晶粒、改善變質夾雜的作用，從而提高管線鋼的綜合力學性能和大線能量焊接性能；(4)本發明的大線能量焊接用X80管線鋼具備良好的綜合性能，具體為力學性能 Rt0.2 > 570MPa ；Rm > 675MPa ；伸長率 A > 20% ；_20°C橫向夏比沖擊功> 245J ；在 100KJ/ cm的焊接模擬線能量下，-20°C粗晶熱影響區低溫沖擊功AKv => 126J ；在200KJ/cm的焊接模擬線能量下，-20°C粗晶熱影響區低溫沖擊功AKv > 80Jo
具體實施例方式本發明提供了一種大線能量焊接用X80管線鋼及其制造方法，其解決的問題之一在于工業制造的高強管線鋼不能大線能量焊接的問題。本發明的大線能量焊接用X80管線鋼通過去除價格較貴的Cr、Mo元素、控制鋼中的鈦氮重量比和鋁氮重量比以及添加少量的稀土 RE元素等措施來改善管線鋼的組織性能，其主要原理在于(1)去除價格昂貴Cr，Mo元素以降低管線鋼的經濟成本，同時添加微量的RE元素，細化晶粒、改善變質夾雜，提高管線鋼的綜合力學性能和大線能量焊接性能； (2)重點控制合金成分中Ti/N、A1/N綜合比，使管線鋼中形成合適的Ti、Al、N等復合產物來取代TiN，以便在高溫時起到阻礙奧氏體晶粒長大效果以及低溫冷卻時作為針狀鐵素體的形核核心的雙重作用，細化焊接粗晶熱影響區(CGHAZ)組織晶粒；(3)為了彌補減少Cr、 Mo帶來的對組織性能的不利影響，在再結晶區軋制(粗軋)階段實行高溫大壓下以細化原奧氏體晶粒的操作；在未再結晶區軋制(精軋)階段采用低溫大變形的軋制原理，以最終形成細化的針狀鐵素體組織。根據本發明一方面的大線能量焊接用X80管線鋼按重量百分比計包括0. 05% 0. 08 % 的碳、0. 15 % 0. 35 % 的硅、1. 5 % 1. 8 % 的錳、0. 004 % 0. 006 % 的氮、 0. 012 % 0. 016 % 的鈦、0. 02 % 0. 04 % 的鋁、0. 05 % 0. 08 % 的稀土元素、0. 03 % 0. 07%的鈮、0. 2% 0. 4%的鎳、0. 2% 0. 5%的銅、不大于0. 010%的磷、不大于0. 005% 的硫、不大于0. 002%的氧以及余量的鐵和其它不可避免的雜質元素，其中鈦與氮的重量比控制在2 4之間，鋁與氮的重量比控制在3 10之間。本發明可以通過采用嚴格控制 Ti/N和A1/N，使鋼中形成Ti、Al、N等復合夾雜物，利用復合夾雜物在1370°C的高溫下依舊穩定的性能來提高焊接粗晶熱影響韌性。在本發明中，各主要合金元素所起到的作用如下所述。碳是鋼中最經濟、最基本的強化元素，它通過固溶強化和析出強化的作用來提高鋼的強度。然而，為了使鋼板具有良好的焊接性能、較好的低溫沖擊韌性，在保證形成足夠的NbC、TiC等高熔點的碳化物的情況，碳的添加量也不宜過高。因此，在本發明中，將碳元素含量按重量百分比計控制在0. 05% 0. 08%的范圍內。硅能夠提高鋼在加熱和冷卻時的臨界轉變溫度，增加熱滯后的作用。硅對奧氏體在臨界轉變點以下溫度的穩定性和孕育期的影響不大。Si固溶于鐵素體和奧氏體中，從而能夠提高它們的強度和硬度。然而，硅的不利因素是能夠促使鐵素體在加熱過程中晶粒粗化。因此，在本發明中，將硅元素含量按重量百分比計控制在0. 15% 0. 35%的范圍內。錳是弱碳化物形成元素，是管線鋼中補償因C含量降低而引起強度損失的最主要且最經濟的強化元素。Mn能顯著影響奧氏體擴散，是奧氏體的穩定元素。Mn還可擴大奧氏體相區，降低鋼的Υ-α相變溫度，有助于獲得細小的相變產物，可提高鋼的韌性、降低韌脆轉變溫度。同時還能固溶強化鐵素體和增加鋼的淬透性。因此，在本發明中，將錳元素含量按重量百分比計控制在1. 5% 1. 8%的范圍內。鈦是一種重要的微合金元素，是能夠起到良好固氮作用的元素，并且其在板坯連鑄時可形成細小的高溫穩定的TiN析出相。這種細小的TiN粒子可有效地阻礙板坯再加熱時的奧氏體晶粒長大，細化晶粒，提高材料的屈服強度，還可提高Nb在奧氏體中的固溶度， 同時對改善焊接熱影響區的沖擊韌性有明顯作用。因此，在本發明中，將鈦元素含量按重量百分比計控制在0. 012% 0. 016%的范圍內。鋁能夠在鋼中和其它元素形成細小彌散分布的難熔化合物(例如，AlN)，這些細
5小彌散分布的難熔化合物在一定程度上能夠細化鋼的晶粒，提高鋼的晶粒粗化溫度。因此， 在本發明中，鋁元素含量按重量百分比計控制在0. 02% 0. 04%的范圍內。氮在鋼中主要和Ti、Al等強碳化物元素形成析出物，因此，必須嚴格控制鋼中的 Ti/N和A1/N。具體來講，將Ti/N控制在2 4之間，將A1/N控制在3 10之間。當Ti/ N > 4，鋼中會形成粗大的TiN顆粒，從而將會嚴重影響鋼的焊接性能，當Ti/N < 2時，鋼中 TiN顆粒較少，起不到相應的改善焊接性能效果。而且在大線能量焊接條件下，因為焊接加熱溫度過高(通常可達1370°C)，從而將會出現TiN顆粒部分溶解的情況。因此，在本發明中，嚴格控制鋼中A1/N比例，當將A1/N控制在3 10之間，將會形成Ti、Al、N復合析出物，該復合析出物可以在大線能量焊接產生的高溫(例如，1400°C )下保持穩定，在隨后的冷卻過程中，Ti、Al、N的復合析出物有利于針狀鐵素體形核，改善焊接熱影響區的低溫沖擊韌性。因此，在本發明中，氮元素含量按重量百分比計控制在0. 004% 0. 006%的范圍內。稀土元素(RE)在純凈鋼中具有凈化鋼液、使夾雜物變性的作用。純凈鋼中稀土的固溶度數量級可以為10_5 10_4，鋼中固溶的稀土能夠影響純凈鋼淬火組織，并能夠細化晶粒，從而提高了純凈鋼的力學性能。此外，稀土使夾雜物變性的效果也在一定程度上改善鋼的焊接性能。因此，在本發明中，稀土元素含量按重量百分比計可控制在0. 05% 0. 08% 的范圍內。鈮能夠產生顯著的晶粒細化和中等程度的沉淀強化作用。同時，鈮還可以提高奧氏體的再結晶溫度。當將添加鈮元素與熱機械控制軋制工藝(TMCP)相結合時，能夠使熱軋過程中的大量變形在再結晶溫度以下進行，獲得細小的帶有大量形變帶的組織。因此，在本發明中，鈮元素含量按重量百分比計控制在0. 03% 0. 07%的范圍內。鎳能夠韌化基體，特別是提高鋼的低溫韌性。隨著鋼中鎳含量的增加，韌脆轉變溫度顯著降低，鋼的低溫韌性得到明顯提高。因此，本發明中，鎳元素含量按重量百分比計控制在0.2% 0.4%的范圍內。銅可以提高鋼的耐蝕性、強度，改善焊接性、成型性與機加工性能等。面心立方 ε-Cu從α-i^e中析出可使鋼材強化。因此，在本發明中，銅元素含量按重量百分比計控制在0.2% 0.5%的范圍內。通常來說，鋼中的磷、硫、氧等雜質元素含量過高時會導致鋼性能的劣化，因此，一般情況下，鋼中的磷、硫、氧含量越低越好。具體來講，在本發明的鋼中，磷元素容易產生偏析、惡化焊接性能、顯著降低鋼材的低溫沖擊韌性、提高脆性轉變溫度等；硫元素主要影響鋼的抗氫脆腐蝕(HIC)能力和抗硫化物應力腐蝕(SSC)能力，另外，硫還與錳結合生成MnS 夾雜，影響管線鋼的低溫沖擊韌性；當氧元素含量過高時，氧化物夾雜和宏觀夾雜增加，這將嚴重影響管線鋼的潔凈度，并且鋼中的氧化物夾雜也是管線鋼中降低鋼的HIC、SSC能力的原因之一。因此，在本發明的鋼中，應盡量降低P、S、0的含量。然而考慮到成本效益，在本發明中，將磷元素含量按重量百分比計控制在0.010%以下，將硫元素含量按重量百分比計控制在0. 005%以下，將氧元素含量按重量百分比計控制在0. 002%以下。在本發明的一個實施例中，管線鋼的焊接裂紋敏感系數Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu)/20+Νi/60 ≤ 0. 19。在本發明的一個實施例中，所述大線能量焊接用X80管線鋼具有針狀鐵素體組織。例如，在本發明的一個實施例中，管線鋼X80中的針狀鐵素體是指由粒狀貝氏體、貝氏體鐵素體以及馬氏體-奧氏體組織(M-A組織)等組成的復相組織。在本發明中，該針狀鐵素體組織可占管線鋼X80的80%以上。在本發明的一個實施例中，所述大線能量焊接用X80管線鋼的屈服強度Rta2可以大于570MPa、抗拉強度Rm可以大于675MPa、伸長率A可以大于20%、零下20°C橫向夏比沖擊功可以大于M5J、在lOOKJ/cm的焊接模擬線能量下零下20°C粗晶熱影響區的低溫沖擊功AKv可以大于U6J、在200KJ/cm的焊接模擬線能量下零下20°C粗晶熱影響區的低溫沖擊功AKv可以大于80J。本發明的大線能量焊接用X80管線鋼還能夠用作高強工程機械用鋼。根據本發明另一方面的制造大線能量焊接用X80管線鋼的方法，所述方法包括以下步驟冶煉以形成具有上述大線能量焊接用X80管線鋼的成分的鋼液；將所述鋼液鑄成鋼坯；軋制所述鋼坯，所述軋制包括再結晶區軋制和未再結晶區軋制；冷卻經軋制的鋼材， 冷卻速度為12°C /s 25°C /s。這里，冷卻速度過快會形成馬氏體組成，冷卻速度過慢形成大塊粒狀貝氏體和鐵素體組織，都不利于獲得較好的綜合力學性能。在本發明的一個實施例中，所述方法還可包括在所述冷卻步驟的后期將鋼材的自回火溫度控制在450°C 550°C的范圍內。這里，自回火溫度也可稱為水冷返紅溫度，是指鋼材熱軋后經水冷進入空氣后，鋼材心部熱量向外傳遞，使鋼材表面溫度回升所達到的最高溫度，也叫自回火溫度。水冷返紅溫度是影響鋼材組織和性能的最直接最有效的工藝參數，該溫度不同時所得鋼材顯微組織也就不同。在本發明的一個實施例中，所述再結晶區軋制(也可稱為粗軋)的開軋溫度可以控制在1150°C 1180°C的范圍內，其終軋溫度可以控制為大于980°C，這里，嚴格控制粗軋結束溫度，防止因溫度過低的鋼坯進入未再結晶區軋制，導致出現混晶組織，而最終影響產品力學性能。所述未再結晶區軋制(也可稱為精軋)的開軋溫度可以控制為不大于880°C， 其終軋溫度可以控制在780°C 820°C的范圍內，并且未再結晶區軋制的壓下率可以控制為大于60%。這里，精軋溫度過高同樣會進入部分再結晶區軋制造成混晶組織，溫度過低會增大軋機的負載，降低軋機的使用壽命，因此，精軋終軋溫度控制在780°C 820°C的范圍內。此外，根據本發明又一方面的制造大線能量焊接用X80管線鋼的方法也可采用如下方式來進行，具體為(a)按照所要求的鋼材成分配置原料，然后將配置好的材料按成分配比，放入 30kg真空感應爐中冶煉；(b)將冶煉好的鑄坯，切去冒口，鍛成所需的坯料，鍛造方案為鑄坯加熱到1220 保溫90分鐘后出爐即鍛，終鍛溫度不低于1000 °C，鍛成 IlOmm(厚)X95mm(長)X80mm(寬)的坯料；(c)將經b工藝所得的IlOmm(厚)X95mm(長)X8Omm(寬)坯料，軋前進行裝爐加熱。當加熱溫度> 1220°C會使奧氏體晶粒急劇長大，不利于后來的細化晶粒提高組織性能，加熱溫度< 1180°C鋼中的合金元素不能充分固融于奧氏體中起不到合金元素控軋控冷的效果，為此把加熱段和均熱段溫度設為1200士20°C ；加熱速度超過99min/Cm會使坯料表面產生裂紋等缺陷不利于質量控制，降低制造效率，加熱速度控制在7 9min/cm ；加熱保溫時間60 120分鐘，時間過短合金元素沒能充分固溶，時間過長奧氏體晶粒會明顯長大；(d)在上述c工藝所得的坯料出爐后，對其進行除磷工藝，除磷后的坯料進行兩階段控制軋制，即再結晶區軋制和未再結晶區軋制，再結晶區軋制中，開軋溫度為1150 1180°C，粗軋終軋溫度> 980°C，這里，嚴格控制粗軋結束溫度，防止因溫度過低的鋼坯進入未再結晶區軋制，導致出現混晶組織，而最終影響產品力學性能；中間坯待溫厚度50mm，未再結晶區軋制壓下率> 60%，精軋開軋溫度< 880°C，這里，精軋溫度過高同樣會進入部分再結晶區軋制造成混晶組織，溫度過低會增大軋機的負載，降低軋機的使用壽命，因此，精軋終軋溫度控制在780°C 820°C的范圍內；(e)精軋后快速進入快速冷卻(ACC)控冷，冷速12 25°C /s，這里，冷卻速度過快會形成馬氏體組成，冷卻速度過慢形成大塊粒狀貝氏體和鐵素體組織，都不利于獲得較好的綜合力學性能；(f)自回火溫度控制在450 550°C的范圍內，這里，自回火溫度是影響鋼材組織和性能的最直接最有效的工藝參數，該溫度不同時所得鋼材顯微組織也就不同。實施例1在本實施例中，大線能量焊接用X80管線鋼按重量百分比計包括0. 05%的碳、 0. 15%的硅、1. 5%的錳、0. 004%的氮、0. 012%的鈦、0. 02%的鋁、0. 05%的稀土元素(例如，鑭)、0· 03%的鈮、0. 2%的鎳、0. 2%的銅、0.010%的磷、0. 005%的硫、0. 002%的氧以及
余量的鐵和其它不可避免的雜質元素。在本實施例中，將鈦與氮的比基本控制在3左右，將鋁與氮的比基本控制在5左右。制造本實施例的大線能量焊接用X80管線鋼包括以下步驟冶煉以形成與本實施例的大線能量焊接用X80管線鋼的成分相同的鋼液，即在鋼液中，按重量百分比計包括0. 05%的碳、0. 15 %的硅、1.5%的錳、0. 004%的氮、0.012% 的鈦、0. 02%的鋁、0. 05%的稀土元素、0. 03%的鈮、0. 2%的鎳、0. 2%的銅、0.010%的磷、 0. 005%的硫、0. 002%的氧以及余量的鐵和其它不可避免的雜質元素；將所述鋼液鑄成鋼坯；通過再結晶區軋制和未再結晶區軋制兩段軋制的方式來軋制所述鋼坯；以25°C /s的冷卻速度來冷卻經軋制的鋼材至室溫。經檢測，本實施例的大線能量焊接用X80管線鋼的主要性能如下屈服強度Rta2 =575MPa ；抗拉強度Rm = 676MPa ；橫向伸長率A = 23% ；_20°C橫向沖擊功AKv = 246J ； 在lOOKJ/cm的焊接模擬線能量下，_20°C粗晶熱影響區的低溫沖擊功AKv = 127J ；200KJ/ cm的焊接模擬線能量下，-20°C粗晶熱影響區的低溫沖擊功AKv = SlJ0實施例2在本實施例中，大線能量焊接用X80管線鋼按重量百分比計包括0. 08%的碳、 0. 的硅、1. 8%的錳、0. 006%的氮、0. 016%的鈦、0. 04%的鋁、0. 08%的稀土元素(例如，鈰)、0. 07%的鈮、0.4%的鎳、0.5%的銅、0. 005%的磷、0. 002%的硫、0. 001%的氧以及余量的鐵和其它不可避免的雜質元素。在本實施例中，將鈦與氮的重量比基本控制在2. 67 左右，將鋁與氮的重量比基本控制在6. 67左右。制造本實施例的大線能量焊接用X80管線鋼包括以下步驟冶煉以形成與本實施例的大線能量焊接用X80管線鋼的成分相同的鋼液，即，
8該鋼液按重量百分比計包括0. 08%的碳、0. 35 %的硅、1.8%的錳、0. 006%的氮、0.016% 的鈦、0. 04%的鋁、0. 08%的稀土元素(例如，鈰)、0. 07%的鈮、0. 4%的鎳、0. 5%的銅、 0. 005%的磷、0. 002%的硫、0. 001%的氧以及余量的鐵和其它不可避免的雜質元素；通過連鑄工藝將所述鋼液鑄成鋼坯；通過再結晶區軋制和未再結晶區軋制兩段軋制的方式來軋制所述鋼坯，具體來講，所述再結晶區軋制的開軋溫度控制為1150°C，其終軋溫度控制為985°C ；所述未再結晶區軋制的開軋溫度控制為880°C，其終軋溫度控制為780°C，并且未再結晶區軋制的壓下率控制為61%，這里，采用道次軋制方式來實現對鋼坯的軋制；通過ACC控冷，以12°C /s的冷卻速度來冷卻經軋制的鋼材；將已冷卻鋼材的自回火溫度(也稱為水冷返紅溫度)控制約為450°C。經檢測，本實施例的大線能量焊接用X80管線鋼的主要性能如下屈服強度Rta2 =590MPa ；抗拉強度Rm = 680MPa ；橫向伸長率A = 24% ；_20°C橫向沖擊功AKv = 260J ； 在lOOKJ/cm的焊接模擬線能量下，_20°C粗晶熱影響區的低溫沖擊功AKv = 130J ；200KJ/ cm的焊接模擬線能量下，-20°C粗晶熱影響區的低溫沖擊功AKv = 88J。實施例3在本實施例中，大線能量焊接用X80管線鋼按重量百分比計包括0. 06%的碳、 0. 20%的硅、1. 6%的錳、0. 004%的氮、0. 016%的鈦、0. 04%的鋁、0. 06%的稀土元素(例如，鑭)、0. 06%的鈮、0. 3%的鎳、0. 4%的銅、0. 006%的磷、0. 003%的硫、0. 001%的氧以及
余量的鐵和其它不可避免的雜質元素。在本實施例中，將鈦與氮的重量比基本控制為4，將鋁與氮的重量比基本控制為10。在本實施例中，制造大線能量焊接用X80管線鋼的方法與實施例2中的基本相同， 不同之處在于在本實施例中，再結晶區軋制的開軋溫度控制為1180°C，其終軋溫度控制為1000°C ；所述未再結晶區軋制的開軋溫度控制為860°C，其終軋溫度控制為820°C，并且未再結晶區軋制的壓下率控制為65% ；冷卻速度為25°C /s ；自回火溫度控制為約515°C。經檢測，本實施例的大線能量焊接用X80管線鋼的主要性能如下屈服強度Rta2 =592MPa ；抗拉強度Rm = 675MPa ；橫向伸長率A = 22% ；_20°C橫向沖擊功AKv = 255J ； 在lOOKJ/cm的焊接模擬線能量下，_20°C粗晶熱影響區的低溫沖擊功AKv = 128J ；200KJ/ cm的焊接模擬線能量下，-20°C粗晶熱影響區的低溫沖擊功AKv = 83J。實施例4在本實施例中，大線能量焊接用X80管線鋼按重量百分比計包括C 0. 055% ；Si 0. 22% ；Mn 1. 6% ；N 0. 0048% ；Ti 0. 012% ；Al 0. 03% ；Nb 0. 04% ；Ni 0. 3% ；Cu 0. 4% ； RE = 0. 07% ；P = 0. 010% ；S = 0. 005% ；0 = 0. 002% ；其中 Ti/N = 2. 5，Al/N = 6. 2，其余為！^和不可避免雜質。按以上成分在真空感應爐中冶煉并澆鑄成30Kg的鑄坯；鑄坯切冒口，鍛成 110mm(厚)X95mm(長)X80mm(寬)坯料；軋前進行裝爐加熱，加熱段和均熱段溫度為1200士20°C，加熱時間90min ；出爐溫度1170°C，粗軋開軋溫度1150°C，粗軋終軋溫度 9900C ；中間坯待溫厚度50mm;精軋開軋溫度870°C，精軋終軋溫度800°C ；精軋后快速進入 ACC控冷，冷速20°C /s ；返紅溫度480°C，產品厚度12mm。經檢測，本實施例的大線能量焊接用X80管線鋼的主要性能如下屈服強度Rta2=585MPa ；抗拉強度Rm = 684MPa ；橫向伸長率A = 21% ；_20°C橫向沖擊功AKv = 285J。 在lOOKJ/cm的焊接模擬線能量下，_20°C粗晶熱影響區AKv = 127J ；200KJ/cm的焊接模擬線能量下，-20°C粗晶熱影響區AKv = 93J。實施例5在本實施例中，大線能量焊接用X80管線鋼按重量百分比計包括C 0. 06% ； Si 0. 23% ；Mn 1. 70% ；N 0. 0045% ；Ti 0. 015% ；Al 0. 02% ；P 0. 001% ；S 0. 002% ；Nb 0. 040% ；Ni 0. 24% ；Cu 0. 21% ；RE = 0. 06% ；Ti/N = 3. 3 ；Al/N = 4. 4 ；其余為 Fe 和不可
避免雜質。按以上成分在真空感應爐中冶煉并澆鑄成30Kg的鑄坯；鑄坯切冒口，鍛成 110mm(厚)X95mm(長)X80mm(寬)坯料；軋前進行裝爐加熱，加熱段和均熱段溫度為1200士20°C，加熱時間90min ；出爐溫度1170°C，粗軋開軋溫度1150°C，粗軋終軋溫度 9900C ；中間坯待溫厚度50mm ；精軋開軋溫度870°C，精軋終軋溫度800°C ；精軋后快速進入 ACC控冷，冷速15°C /s ；返紅溫度465°C，產品厚度12mm。經檢測，本實施例的大線能量焊接用X80管線鋼的主要性能如下屈服強度Rta2 =57IMPa ；抗拉強度Rm = 678MPa ；橫向伸長率A = 23% ；_20°C橫向沖擊功AKv = 248J ； 在lOOKJ/cm的焊接模擬線能量下，_20°C粗晶熱影響區AKv = 132J ；200KJ/cm的焊接模擬線能量下，-20°C粗晶熱影響區AKv = 82J。綜上所述，本發明采用低碳錳系的基礎上去除Cr、Mo貴金屬元素，可以通過添加適量的稀土等微合金元素、控制Ti/N和A1/N以及控軋控冷等手段獲得了具有針狀體素體組織的能夠滿足大線能量焊接操作的X80管線鋼，該X80管線鋼的強度、韌性優良并能夠滿足在200KJ/cm的大焊接熱輸入下對其中厚板粗晶熱影響區(CGHAZ)低溫沖擊韌性的要求。 此外，本發明的大線能量焊接用X80管線鋼成本低。盡管上面已經通過結合示例性實施例描述了本發明，但是本領域技術人員應該清楚，在不脫離權利要求所限定的精神和范圍的情況下，可對本發明的示例性實施例進行各種修改和改變。
權利要求
1.一種大線能量焊接用管線鋼，其特征在于，所述大線能量焊接用管線鋼按重量百分比計包括0. 05% 0. 08%的碳、0. 15% 0. 35%的硅、1. 5% 1. 8%的錳、0. 004% 0. 006 % 的氮、0. 012 % 0. 016 % 的鈦、0. 02 % 0. 04 % 的鋁、0. 05 % 0. 08 % 的稀土元素、0. 03% 0. 07%的鈮、0. 2% 0. 4%的鎳、0. 2% 0. 5%的銅、不大于0. 010%的磷、不大于0. 005%的硫、不大于0. 002%的氧以及余量的鐵和其它不可避免的雜質元素，其中鈦與氮的重量比控制在2 4之間，鋁與氮的重量比控制在3 10之間，所述大線能量焊接用管線鋼的屈服強度Rta2大于570MPa。
2.如權利要求1所述的大線能量焊接用管線鋼，其特征在于，所述管線鋼的焊接裂紋敏感系數 Pcm = C+Si/30+ (Mn+Cu) /20+Ν /60 彡 0. 19。
3.如權利要求1或2所述的大線能量焊接用管線鋼，其特征在于，所述大線能量焊接用管線鋼具有針狀鐵素體組織。
4.如權利要求3所述的大線能量焊接用管線鋼，其特征在于，所述大線能量焊接用管線鋼的抗拉強度Rm大于675MPa、伸長率A大于20%、零下20°C橫向夏比沖擊功大于245J、 在lOOKJ/cm的焊接模擬線能量下零下20°C粗晶熱影響區的低溫沖擊功AKv大于U6J、在 200KJ/cm的焊接模擬線能量下零下20°C粗晶熱影響區的低溫沖擊功AKv大于80J。
5.如權利要求1所述的大線能量焊接用管線鋼，其特征在于，所述大線能量焊接用管線鋼能夠作為要求大線能量焊接的非管線鋼使用。
6.如權利要求5所述的大線能量焊接用管線鋼，其特征在于，所述大線能量焊接用管線鋼能夠作為高強工程機械用鋼使用。
7.—種制造大線能量焊接用管線鋼的方法，其特征在于，所述方法包括以下步驟冶煉以形成具有權利要求1所述大線能量焊接用管線鋼的成分的鋼液；將所述鋼液鑄成鋼坯；軋制所述鋼坯，所述軋制包括再結晶區軋制和未再結晶區軋制；冷卻經軋制的鋼材，冷卻速度為12°C /s 25°C /s。
8.如權利要求7所述的制造大線能量焊接用管線鋼的方法，其特征在于，所述方法還包括將鋼材的自回火溫度控制在450°C 550°C的范圍內。
9.如權利要求7所述的制造大線能量焊接用管線鋼的方法，其特征在于，所述再結晶區軋制的開軋溫度控制在1150°C 1180°C的范圍內，其終軋溫度控制為大于980°C ；所述未再結晶區軋制的開軋溫度控制為不大于880°C，其終軋溫度控制在780V 820°C的范圍內，并且未再結晶區軋制的壓下率控制為大于60%。
10.如權利要求7所述的制造大線能量焊接用管線鋼的方法，其特征在于，所述將鋼液鑄成鋼坯的步驟采用連鑄工藝。
全文摘要
本發明提供了一種大線能量焊接用管線鋼及其制造方法。所述大線能量焊接用管線鋼按重量百分比計包括0.05％～0.08％的碳、0.15％～0.35％的硅、1.5％～1.8％的錳、0.004％～0.006％的氮、0.012％～0.016％的鈦、0.02％～0.04％的鋁、0.05％～0.08％的稀土元素、0.03％～0.07％的鈮、0.2％～0.4％的鎳、0.2％～0.5％的銅、不大于0.010％的磷、不大于0.005％的硫、不大于0.002％的氧以及余量的鐵和其它不可避免的雜質元素，其中鈦與氮的重量比控制在2～4之間，鋁與氮的重量比控制在3～10之間，所述大線能量焊接用管線鋼的屈服強度Rt0.2大于570MPa。本發明的管線鋼具有典型的針狀鐵素體組織，具備良好的綜合力學性能和大線能量焊接性能，且成本低。
文檔編號B21B37/74GK102154587SQ20111013650
公開日2011年8月17日 申請日期2011年5月25日 優先權日2011年5月25日
發明者周平, 唐荻, 朱海寶, 李四軍, 武會賓, 霍孝新 申請人:萊蕪鋼鐵集團有限公司